DE3414979A1

DE3414979A1 - Keramikmaterial auf sialon-basis mit hoher verschleissfestigkeit

Info

Publication number: DE3414979A1
Application number: DE19843414979
Authority: DE
Inventors: Tatsuro Ohmiya Saitama Ajima; Kenichi Nishigaki; Teruyoshi Tokio/Tokyo Tanase
Original assignee: Mitsubishi Metal Corp
Current assignee: Mitsubishi Metal Corp
Priority date: 1983-04-25
Filing date: 1984-04-19
Publication date: 1984-10-25
Also published as: DE3414979C2; JPS59199579A; JPS6227033B2; US4547470A

Description

M-36-P-1/1995 - 4 - München, 19. April 1984

AP-349 (WGN) " " Dr.M/ac

Mitsubishi Kinzoku Kabushiki Kaisha in Tokyo / Japan

Keramikmaterial auf Sialon-Basis mit hoher Verschleißfestigkeit

Hintergrund der Erfindung

Die Erfindung betrifft Keramikmaterialien auf Sialon-Basis mit ganz ausgezeichneter Verschleißfestigkeit und besonders Keramikmaterialien auf Sialon-Basis zur Verwendung in Schneidwerkzeugen und anderen verschleißfesten Werkzeugen.

Seit einigen Jahren werden Keramikmaterialien auf Siliciumnitridbasis in Schneidwerkzeugen und anderen verschleißfesten Werkzeugen verwendet. Solche Keramikmaterialien haben jedoch den Nachteil einer schlechten Sinterbarkeit, da Siliciumnitrid (hiernach bezeichnet als ^MSioN₄ ^M) eine Verbindung mit einer starken covalenten Bindung ist. Daher wurden zahlreiche Keramikmaterialien dieses Typs üblicherweise durch Heißpressen hergestellt. Kompliziert geformte Produkte können jedoch aus Keramikmaterialien 5 auf SioN.-Basis nur mit Schwierigkeiten durch die übliche Heißpreßmethode erhalten werden , und die Methode liefert nur geringe Ausbeuten.

Man hat versucht, in Schneidwerkzeugen und anderen verschleißfesten Werkzeugen Keramikmaterialien auf Sialon-Basis zu verwenden, die eine höhere Sinterbarkeit als Si₃N₄ und auch eine hohe Wärmeschockbeständigkeit sowie Oxidationsbeständigkeit aufweisen. Solche Keramikmaterialien auf Sialon-Basis bestehen hauptsächlich aus ß-Sialon mit der chemischen Formel Si^ Al 0 N₀ . worin

* ^: 34H979

ζ größer als O jedoch höchstens 4,3 ist. Diese Verbindung wird erhalten, indem man einen Teil des Si und einen Teil des N im Kristallgitter von B-Si₃N₄ durch Al bzw. 0 substituiert. Solche Keramikmaterialien auf Sialon-Basis haben eine hohe Zähigkeit, jedoch keine genügende Härte, d.h. ihre Härte ist beispielsweise in der Größenordnung von 92 ausgedrückt als Rockwellhärte (A Skala). Daher können solche Keramikmaterialien auf Sialon-Basis keine befriedigende Verschleißfestigkeit bei ihrer Verwendung in Schneidwerkzeugen und anderen verschleißfesten Werkzeugen zeigen.

Aufgabe und Beschreibung der Erfindung Durch die Erfindung sollen Keramikmaterialien auf Sialon-Basis geschaffen werden, welche sowohl hohe Härte als auch ausgezeichnete Sinterbarkeit besitzen und daher ausgezeichnete Verschleißfestigkeit bei der Verwendung in Schneidwerkzeugen und anderen verschleißfesten Werkzeugen zeigen.

Diese Aufgabe wird gemäß der Erfindung gelöst durch ein Keramikmaterial auf Sialon-Basis, das im wesentlichen besteht aus:

a) 1 bis 40 Volumenprozent von wenigstens einer eine disperse Phase bildende Komponente aus der Gruppe Carbide, Nitride, Carbo-Nitride und Carbo-Oxi-Nitride von

25 Ti, Zr oder Hf;

b) 1 bis 20 Volumenprozent von wenigstens einer eine kombinierte Phase bildende Komponente aus der Gruppe Oxide und Nitride der Elemente Li, Na, Ca, Mg, Y, Seltene Erden, Ti, Zr, Hf, Si oder AIjund

c) Rest ß-Sialon ^si6__z ^A12°2^N8-z' ^{worin z} SJ^rößer als 0 jedoch nicht größer als 4,3 ist, oC-Sialon M (Si, Al)₁₂(O, N)₁₆, worin χ größer als 0 jedoch höchstens 2 ist und M wenigstens ein Element der Gruppe Li, Na, Ca, Mg, Y und Seltene Erden ist, und unvermeidbare Verunreinigungen, worin das Volumenverhältnis OC-sialon/ß-Sialon im Bereich von 25/75 bis 95/5 liegt.

Die Aufgabe der Erfindung wird ferner gelöst durch ein zweites Keramikmaterial auf Sialon-Basis, das im wesentlichen besteht aus :

a) 1 bis 40 Volumenprozent von wenigstens einer

eine disperse Phase bildenden Komponente (hiernach S1) aus der Gruppe Carbide, Nitride, Carbo-Nitride und Carbo-Oxi-Nitride von Ti, Zr, oder Hf and wenigstens einer eine disperse Phase bildenden Komponente· (hiernach S2) aus der Gruppe Carbide, Carbo-Nitride, und Carbo-Oxi-Nitride von V, Nb, Ta oder Cr und Carbide von Mo und W, worin das Volumenverhältnis S2/(S1 + S2) im Bereich von 0,01 bis 0,5 liegt;

b) 1 bis 20 Volumenprozent von wenigstens einer eine kombinierte Phase bildenden Komponente aus der Gruppe Oxide und Nitride von Li, Na, Ca, Mg, Y, Seltene-Erden-Elemente, Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Si oder Aliund

c) Rest ß-Sialon Si,- Al_o0_oN_Q . worin ζ größer als 0 jedoch höchstens 4,3, (X-Sialon M_x(Si, Al)_{1 2}(0,N)₁₆, worin χ größer als 0 jedoch höchstens 2 und M wenigstens ein Element aus der Gruppe Li, Na, Ca, Mg, Y und Seltene Erden bedeutet, und unvermeidbare Verunreinigungen, worin das Volumenverhältnis OC-Sialon/ß-Sialon im Bereich von 25/75 bis 95/5 liegt.

Die Erfindung wird mit weiteren Einzelheiten und

25 Vorteilen erläutert durch die folgende Beschreibung.

Ausgehend von dem oben erwähnten Stand der Technik haben die Erfinder zahlreiche Untersuchungen durchgeführt, um übliche Keramikmaterialien auf Sialon-Basis, die hauptsächlich aus dem erwähnten ß-Sialon bestehen, so zu verbessern, daß sie höhere Härte und dementsprechend ausgezeichnete Verschleißfestigkeit zeigen, ohne ihre gute Sinterbarkeit zu beeinträchtigen. Die Untersuchungen der Erfinder führten zu den folgenden Ergebnissen:

a) Ein Keramikmaterial weist erhöhte Härte und

demgemäß ausgezeichnete Verschleißfestigkeit auf, wenn es zusammen mit dem erwähnten ß-Sialon eine Verbindung

enthält , die erhalten wird indem man einen Teil des Si und einen Teil des N, die das Kristallgitter von oC-SioN. bilden, durch Al bzw. 0 ersetzt , und auch wenigstens ein Element aus der Gruppe Li, Na, Ca, Mg, Y und irgendein anderes Seltenes Erdelement (all diese Elemente werden hiernach allgemein mit "M" bezeichnet)enthält, worin das M im Kristallgitter interstitiell in Form einer festen Lösung vorhanden ist, d.h. ein (X-Sialon der chemischen Formel M_x(Si,Al)₁₂ M (si, Al)₁₂(O, N)-,g worin χ größer als 0 jedoch höchstens 2 ist;

b) wenn ein Keramikmaterial, das alsowohl OC -Sialon als auch ß-Sialon,wie .oben erwähnt, enthält, außerdem als eine eine disperse · .- Phase bildende Komponente wenigstens eine Verbindung aus der Gruppe Carbide, Nitride, Carbo-Nitride und Carbo-Oxi-Nitride von Ti, Zr oder Hf (diese Verbindungen wenden hiernach allgemein "S1" genannt) enthält, wird das Kornwachstum des Sialons während des Sinterns des Keramikmaterials zurückgedrängt, was die Sinterbarkeit des Keramikmaterials verbessert, so daß das Keramikmaterial eine weiter gesteigerte Härte und demgemäß weiter verbesserte Verschleißfähigkeit zeigt;

c) wenn in einem Keramikmaterial das sowohl ot-Sialon als auch ß-Sialon sowie S1 ₍wie oben erwähnt enthält, ein Teil des S1 durch wenigstens eine Verbindung aus der Gruppe Carbide, Nitride, Carbo-Nitride und Carbo-Oxi-Nitride von V, Nb, Ta oder Cr oder Carbide von Mo und W (diese Verbindungen werden hiernach allgemein "S2" genannt) ersetzt wird, wird das Kornwachstum des Sialons während des Sinterns des Keramikmaterials in einem stärkeren Ausmaß zurückgedrängt, so daß die Härte und Festigkeit des Keramikmaterials weiter verbessert wird ; und

d) wenn ein Keramikmaterial mit der oben in b) oder c) angegebenen chemischen Zusammensetzung außerdem als eine eine kombinierte Phase bildende Komponente wenigstens eine enthält, die ausgewählt ist aus der Gruppe Oxide von oben mit M bezeichneten Elemente,von metallischen Elementen,

"-' ^: 34U979

welche die erwähnten , eine disperse Phase bildenden Komponenten S1 und S2 bilden, Si und Al, sowie deren Nitriden, so hat eine solche im keramischen Material enthaltene, eine kombinierte Phase bildende Komponente (oder solche Komponenten) einen genügend niedrigen Schmelzpunkt: und bildet daher während des Sinterns des Keramikmaterials eine flüssige Phase, was das Sintern begünstigt. Außerdem liegen im gesinterten Keramikmaterial die eine kombinierte Phase bildenden Komponente oder Komponenten an der Korngrenze des Sialons in einem glasartigen oder Kristallzustand vor, so daß sie das gesinterte Keramikmaterial verdichten und demgemäß dessen Härte steigern.

Die vorliegende Erfindung beruht auf den oben an-

15 gegebenen Erkenntnissen.

Erfindungsgemäße keramische Materialien auf Sialon-Basis haben die oben angegebenen chemischen Zusammensetzungen, gen.

In erfindungsgemäßen keramischen Materialien auf Sialon-basis ist das Verhältnis oC/ß des OC-Sialons zu ß-Sialon begrenzt auf einen Bereich von 25/75 bis 95/5, bezogen auf Volumen. Wenn der Anteil des OC-Sialons unter v<25 liegt, kann kein genügender Anstieg der Härte des Keramikmaterials erhalten werden. Wenn dagegen der Anteil des ot-Sialons 95 übersteigt, wird die Sinterbarkeit des Keramikmaterials herabgesetzt.

Die besten Ergebnisse der Steigerung der Härte und Verschleißfestigkeit können erhalten werden, wenn der Volumenanteil des OL -Sialons in einem Bereich von 30 bis

30 85 % liegt.

Bei dem ß-Sialon, das wie oben angegeben der chemischen Formel Si_Ä ^Al 0 N_ß „, entspricht , muß der Wert

O—2> Z Z 0—Z

von ζ die Bedingung ö< ζ £ 4,3 erfüllen, da eine Zusammensetzung des ß-Sialonsmit einem Wert von ζ über 4,3 nicht existiert. Selbst innerhalb des angegebenen Bereichs können sich große Poren in den erhaltenen Keramikmaterialien

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bilden und die Festigkeit der Keramikmaterialien nimmt ab, wenn der Wert von ζ groß ist. Daher sollte der Wert von ζ vorzugsweise größer als 0 , jedoch nicht mehr als 2,0 sein. Für das ot-Sialon, welches wie oben angegebenen der chemischen Formel M (Si, Al)_1o(0,N)_1fi entspricht, muß der Wert von χ die Bedingung 0<x < 2 erfüllen, da wenn χ größer als 2 ist,das M Löcher zwischen den Atomen im Kristallgitter nicht in Form einer festen Lösung vollständig ausfüllen kann. Das Verhältnis zwischen Si, Al, O und N verändert sich in Abhängigkeit von der Art des M und dem Wert von χ und nimmt einen solchen Wert an, daß die positiven Wertigkeiten gleich den negativen Wertigkeiten sind.

In den erfindungsgemäßen Keramikmaterialien ist der Si-Gehalt begrenzt auf 1 bis 40 Volumenprozent. Wenn der Si-Gehalt kleiner als 1 Volumenprozent ist, können die Keramikmaterialien nicht die geforderte Härte oder Verschleißfestigkeit haben» wenn er dagegen über 40 Volumenprozent liegt, ergibt sich eine Verschlechterung der Sinterbarkeit sowie der Wärmeschockfestigkeit. Die besten Ergebnisse der Steigerung von Härte und Verschleißfestigkeit werden erhalten, wenn der Si-Gehalt im Bereich von 5 bis 30 Volumenprozent liegt.

Andererseits sollte in solchen erfindungsgemäßen Keramikmaterialien, in denen ein Teil des S1 durch S2 substituiert ist, das Substitutionsverhältnis von S2, d.h. S2/tsi + S2)im Bereich von 0,01 bis 0,5 bezogen auf Volumen liegen, da bei einem solchen Verhältnis von unter 0,01 eine gewünschte Zurückdrängung des Kornwachstums des Sialons nicht erreicht werden kann, während bei

30 über 0,5 die Sinterbarkeit verschlechtert ist.

Der Gehalt an der obigen , eine kombinierte Phase bildendeftKomponente ist begrenzt auf den Bereich von 1 bis 20 Volumenprozent. Wenn dieser Gehalt unter 1 Volumenprozent beträgt, können die Keramikmaterialien nicht die erwünschte hohe Dichte haben; wenn er dagegen über 20 Volumenprozent liegt, ist die Festigkeit der

Keramikmaterialien herabgesetzt. Die besten Ergebnisse erhält man, wenn dieser Gehalt im Bereich von 2 bis 10 Volumenprozent liegt.

Um erfindungsgemäße Keramikmaterialien auß Sialon-Basis herzustellen, werden zuerst beispielsweise die folgenden Ausgangspulver hergestellt:

1) Pulver von Verbindungen zur Bildung von oc-Sialon und ß-Sialon, welche irgendeine der folgenden Kombinationen a) bis c) sein können:

a) Pulver von Si₃N₄ + Pulver von Al₂O₃ + Pulver von AlNj

b) Pulver von Si₃N₄ + Pulver von SiO₀ + Pulver von AlN;

c) Pulver von Si₂ON₂ + Pulver von AlLTSi

2) Pulver von einem Oxid oder Oxiden und von einem Nitrid oder Nitriden von M , welche als feste Lösung im PC -Sialon gelöst werden können und auch die kombinierte Phase bilden können;

3) Pulver von Verbindungen von SI und S2 zur Bildung der dispersen Phase und Pulver-von zwei oder mehr festen

Lösungen der S1- und S2-Verbindungen; und

4) Pulver von Oxiden von metallischen Elementen, die S1 und S2 bilden, als eine kombinierte Phase bildende Komponenten.

Das erwähnte Si₃N₄ sollte vorzugsweise einen hohen Gehalt an OC-Phase aufweisen.

Diese Ausgangspulver werden zu einer bestimmten Zusammensetzung gemischt. Das Mischungsverhältnis wird so gewählt, daß die Verhältnisse von Al und N größer sind als die von der chemischen Formel des ß-Sialons her gerechneten. Die zusammengegebenen Pulver werden gemischt, und die erhaltene Mischung wird bei einer Temperatur im Bereich von 1 550 bis 1 800 ⁰C heiß gepreßt. Stattdessen kann ein aus der Mischung hergestellter grüner Preßling (Rohpreßling) bei einer Temperatur im angegebenen Bereich gesintert werden.

Obleich ein solcher grüner Preßling während des Sinterns unmittelbar der Atmosphäre ausgesetzt werden kann, hat dann die durch Hitze beeinflußte Oberflächenschicht des erhaltenen gesinterten Keramikmaterials eine größere Dicke. Daher sollte vorzugsweise ein solcher grüner Preßling während des Sin^erns in Si₃N₄-Pulver untergetaucht sein. Außerdem sollte das Sintern in einer N₂-haltigen Atmosphäre durchgeführt werden, um die Zersetzung des Si₃N₄ während des Sinterns zurückzudrängen. Vorzugsweise kann eine solche Atmosphäre nur aus N_ bestehen, obgleich ein Gasgemisch von N„ und H₂ oder Np und Ar stattdessen verwendet werden kann. Der Druck des atmosphärischen Gases wird vorzugsweise bei 1 atm (1 ,01 bar) gehalten, obgleich er auf etwa 0,9 atm (0,91 bar) . gehalten werden kann. Der Druck des atmosphärischen Gases kann auch vorzugsweise auf einen Wert über 1 atm (1,01 bar) " eingestellt werden, jedoch ist dann ein spezieller Sinterofen erforderlich. Die Sintertemperatur sollte wie angegeben im Bereich von 1 550 bis 1 800 ⁰C und vorzugsweise bei

20 1 650 bis 1 750 ⁰C liegen.

Ferner können so gesinterte Keramikmaterialien außerdem einem heißen Sintern unter hydrostatischem Druck unterworfen werden, falls gewünscht, um die Keramikmaterialien zu verdichten.

Die folgenden Beispiele erläutern die Herstellung erfindungsgemäßer Keramikmaterialien im einzelnen.

Beispiel 1

Es wurden die folgenden Ausgangspulver hergestellt: Pulver von Si₃N₄, worin der OC-Phasen-Gehalt 90 Volumenprozent beträgt, und Pulver von CaO, beide mit einer mittleren Korngröße von 0,8 Am, Pulver von OL -Al₃O₃ und Pulver von MgO, beide mit einer mittleren Korngröße von 0,6 /um, Pulver von AlN und Pulver von TiN , beide mit einer mittleren Korngröße von 1 ,5 /um, Pulver von Li₂O, Pulver von Na₂O, Pulver von Y₃O₃, alle mit einer mittleren Korngröße

von 1 ,0 /van, Pulver von TiC und Pulver von ZrC_{Q 5}N_Q ^ (hiernach nur als "ZrCN" bezeichnet) , beide mit einer mittleren Korngröße von 1,3 /um, und Pulver von . HfC_n „N_{n O}0_n - (hiernach nur als ¹HfCIiO" bezeichnet) mit einer mittleren Korngröße von 1,7 /um. Diese Ausgangspulver wurden zu den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen vereinigt. Jedes der vereinigten Pulver wurde 72 Stunden in einer Naß-Kugelmühle gemischt, dann getrocknet und in eine Heißpreß-Graphitform gegeben. In der Graphitform wurde jede Mischung der Heißpreß-Sinterung in der Atmo Sphäre unter einem Druck von 196 bar (200 kp/cm ) bei einer Temperatur von 1 700 ⁰C und einer Preßzeit von 1 Stunde unterworfen, um die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 1 bis 10 und Vergleichs-Keramikmaterialien Nr. 11 bis 14 zu erhalten. Bei den Vergleichs-Keramikmaterialien Nr. 11 bis 14 liegt jeweils wenigstens eine ihrer Komponenten (in der Tabelle mit * gekennzeichnet) mengenmäßig außerhalb des Bereichs der Erfindung.

Sodann wurden die Zusammensetzungen der erhaltenenen erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 1 bis 10 und der Vergleichs-Keramikmaterialien Nr.11 bis 14 mittels mikroskopischer Analyse, Röntgenstrahlbeugung usw. untersucht, und es wurde für jede Probe die Rockwell-Härte (A Skala) gemessen. Weiter wurde jede Probe zur Form eines Schneideinsatzes nach der Norm SNGN 432 (ISO: SNGN 120408) geschnitten. Die Schneideinsatzspitzen wurden einer Schneidprüfung an Hartgußeisen unter den folgenden Schneidbedingungen unterworfen:

Werkstoff: Gußeisen (gekühlte Walze mit einer Shore-Härte von 90);

Schneidgeschwindigkeit: 50 m/min; Vorschubgeschwindigkeit: · 0,15 mm pro Umdrehung; Schneidtiefe: 0,5 mm;
Schneidzeit: 5 Minuten.

Nach der obigen Schneidprüfung wurde die Flankenabnutzung jedes Schneideinsatzes gemessen. Die Meßergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 1 angegeben.

Keramik material Probe Nr.	Chemische Zusammensetzung der Aus gangspulver (Volumen-^) Bildende Sialon bildende . verbindung:' ' Verbindung disperse kombi- Phase nierte Si₃N₄ AlN₃ Al₂O₃ , _Phase	6,5	0,4	TiN: 2	MgO: 5	Zusammensetzung der Keramikmaterialien (Volumen-*) _di_s_ kombi- Verhält- _perse nierte ⁿJ-s Phase ^Phase OC/ß	2	4	Rock well Härte (A- Skala)	Flanken abrieb (mm)	■ J 1	•
1	86,1	6,9	0,1	ZrCN:10	Na₂O:3	30/70	10	7	93,8	0,21	ω :	•
2	75,0				MgO: 5	60/40			94,3	0,18	I	• •
		8,0	—	Hf CNO :1 5	Ca0:10		15	8
3	67,0	5,5	0,2	TiC:20	Li₂0:15	50/50	20	10	94,1	0,19	CO ^
4	59,3	5,8	0,6	TiN:10	Li₂O:1	60/40	20	13	94,4	0,16	CD
5	57,6			ZrCN:10	Y₂O₃:15	30/70		*	94,2	0,17	■<] CD
		4,0	—	TiN:30	Na₂O:8		30	6
	58,0	5,4	—	ZrCN: 20 .· HfCNQ: 15	Y₂O₃:20	40/60	35	18	94,0	0,20
¹⁰ 7	39,6	5.0	—	TiC:20 TiN:20	Y₂O₃:15	90/10	40	13	94,5	0,15
•Η CU\| 8	40,0	5,5	—	TiC: 5 ZrCN:20 HfCNO: 10	Y₂O₃:5 MgO :1 3	80/20	35	15	94,3	0,18
	41,5	3,6	0,1	ZrCN:25	Li₂0:1	70/30	25	17	94,0	0,21
10	51,3				MgO: 5 Y₂0₃:14	50/50			93,9	0,23

TABELLE 1

Keramikmaterial

Probe Nr.

Chemische Zusammensetzung der Ausgangspulver (Volumen-56)

Sialon bildende Verbindung

Si₃N₄

AlN,

^A12°3

Bildende

Verbindung: " disperse kombi-Phasö nierte Phase

Zusammensetzung der

Keramikmaterialien

(Volumen-^)

Verhält-

dis_perse

ot/ß

kombinierte

Rock- Flanken well abrieb Härte

(A-

Skala) (nun)

•H Φ H

11 12 13 14

88,3 36,4 86,0 86,2

6,3 3,0 1.3 2,2

0,4 0,6 2,7 4,6

TiN:50 ZrCN:10

MgO: 5 Y₂O₃:10

Y₂O₃:?

30/70 5/95* 0/100 0/100

_* 50* 10 _*

3 8 _*

10

93,6 92,6

b) 91,8

0,45 a) c) d)

Bemerkungen: * außerhalb des Bereichs der Erfindung

a) abgebrochen nach 2 Minuten

b) keine Prüfung möglich wegen niedriger Dichte

c) zum Schneiden nicht verwendbar

d) abgebrochen nach 1 Minute

TABELtE 1 - FORTSETZUNG

I 4 · M # Z · Γ • * *

3AU979

- 15 -

Tabelle 1 zeigt, daß die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 1 bis 10 ausgezeichnete Eigenschaften bezüglich Härte und Verschleißfestigkeit zeigen, während die Ergebnisse der Vergleichs-Keramikmaterialien Nr. 11 bis 14 in der Tabelle zeigen, daß wenn eine Komponente oder mehrere Komponenten eines Keramikmaterials dieser Art in ihrem Gehalt aus dem erfindungsgemäßen Bereich herausfallen, das Keramikmaterial eine wesentlich schlechtere Verschleißfestigkeit aufweist, da es nicht genügend hart ist, "lind auch während des Schneidens leicht wegbricht.

Beispiel 2

Als Ausgangspulver wurden hergestellt Pulver von Er-O- mit einer mittleren Korngröße von 0,5 /um, Pulver von TiC_{0 3}N_{0 7} (hiernach bezeichnet als "TiCN") und Pulver von YN, beide mit einer mittleren Korngröße von 1 ,6 jam Zusätzlich wurden die gleichen Pulver von Si~N., von AlN, von oc-AlrtO«, von YpOo und von ZrCN₇ wie in Beispiel 1 verwendet^ eingesetzt. Diese Ausgangspulver wurden zu den in Tabelle 2 angegebenen Zusammensetzungen zusammengegeben. Jede dieser Pulverzusammensetzungen wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 gemischt und getrocknet. Dann wurde jede der Mischungen unter einem Druck von 1000 bar zu einem grünen Preßling gepreßt_/und dieser wurde eingebettet in SioN.-Pulver in. einer Stickstoff «-Atmo— ^:%>häre unter 1 at Druck ( Atmosphärendruck) bei einer Temperatur von 1720 ⁰C und während einer Haltezeit von zwei Stunden gesintert, um die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 15 bis 19 und die Vergleichsmaterialien

30 Nr. 20 bis 22 zu erhalten.

Die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 15 bis 19 und die Vergleichsmaterialien Nr. 20 bis 22 wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 hinsichtlich Zusammensetzung und Härte untersucht, und es wurden von ihnen Schneideinsätze nach SNGN 432 ISO: SNGN 120 408 erhalten. Die Schneideinsätze wurden dann einer Gußeisen-Fräsprüfung unter den folgenden Prüfbedingungen unterworfen:

Keramikmaterial

Probe Nr.

Chemische Zusammensetzung der Ausgangspulver (Volumen-%)

Sialon bildende
Verbindung

Si₃N₄

BiIdende

Verbindung: * disperse kombi-P hase nierte Phase

Zusammensetzung der

Keramikmaterialien

(Volumen-sO

Verhält-

dis-

_perse

_Phase

kombinierte
Phase

Rock- Flanken well abrieb Härte

(A-

Skala) (mm)

15^:· 76,5 8,5

^c 16 77,2 5,8

•ο 17 65,8 5,0 0,2

α, 18 78i7 6,9 0.4

73.3 5,5 0,2

•H Q) H

20
21
22

TABELLE 2

TiCN:5 ZrCN:2

TiCN:7 ZrCN:2

TiCN:4 ZrCN: 6

Y₂O₃:10 70/30 Er₂O₃:1 5 50/50 YN:20 60/40

5
2
9

13

17

Y₂O₃:5 Er₂O₃:5

Y₂O₃:5 YN: 10

30/70
40/60

94,1
93,8
94,0

93,9

12

86,2 2,2 4,6
82.7 7.2 0,6
46,4 3,5 0,1

Y₂O₃:7

0/100

Ti CN: 0,1 Y₂°3^:10 30/70

40/60

ZrCN:45

Er₂O₃:5

_♦ 9

0,1* 8
45* 4

92.0

93,5

b)

0,23 0,25 0,21

0,27

93,8 0,26

0,45 0,42

C)

Bemerkungen:

* .außerhalb des Bereichs der Erfindung

b) keine Prüfung möglich wegen niedriger Dichte

c) zum Schneiden nicht verwendbar

Messer: Messer vom doppelt negativen Typ mit einem Durchmesser von 160 mm;

Bearbeitetes Material: quadratischer Barren von grauem Gußeisen nach FC 25 (JIS), Breite 150mm; Länge 400 mm;

Schneidgeschwindigkeit: 300 m pro Minute Schneidtiefe: 2 mm; Vorschubgeschwindigkeit: 0,17 mm pro Zahn; Schneidzeit: 1 Stunde

Schneidart: der Schneideinsatz wurde am Messer montiert,

und das Fräsen wurde so vorgenommen, daß der Mittelpunkt des Messers in einer Linie mit dem Quermittelpunkt des bearbeiteten Materials lag. In der obigen Fräsprüfung wurde der Flankenabrieb jedes Schneideinsatzes gemessen. Die Meßergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 2 angegeben.

Tabelle 2 zeigt, daß die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 15 bis 19 eine sehr hohe Härte und ausgezeichnete Verschleißfestigkeit aufwiesen, während die keramischen Vergleichsmaterialien Nr. 20 bis 22, bei denen eine oder mehrere Komponenten in ihrer Zusammensetzung aus dem erfindungsgemäßen Bereich herausfallen, hinsichtlich Härte und Verschleißfestigkeit schlechtere Eigenschaften als die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien zeigen.

Beispiel 3

Als Ausgangspulver wurden hergestellt Pulver von VC, von ZrN und von einer festen Lösung (W, Ti)CN (WC/TiC/TiN = 60/25/15 in Gewichtsanteilen), sämtlich mit einer mittleren Korngröße von 1 ,8 /um, Pulver von einer festen Lösung (Nb, Ta)CNO (NbC/TaN/TaO = 70/29/1 in Gewichtsteilen)und Pulver von Cr₃C₂, beide mit einer mittleren Korngröße von 1,5/um, und Pulver von Mo₂C mit einer mittleren Korngröße von 1,2 /um. Außerdem wurden die gleichen Pulver von Si₃N₄ von AlN, von OL-Al₂O₃ und von Y₂ ⁰ 3 ^{wie in} Beispiel 1 verwendet und von TiCN wie in Beispiel 2 verwendet, eingesetzt. Aus diesen Ausgangspulvern wurden die in Tabelle 3

Keramik material	Chemische Zusammensetzung der Ausgangspulver (Volumen-?Q	AlN	Al₂O₃	Bildende Verblndu] disperse'" "■' Phase	S2	(Nb, Ta] CNO: 5'	Zusammensetzung der Keramik materialien (Volumen-%)	dis- . ρ er se Phase	kombi nierte Phase	Ver hältnis S₂/ (S1+S2)	Rock well Härte	Flanken- abrieb
Probe Nr.	Sialon-bildende Verbindung	6,7	0,2	S1	VC:1	Cr₃C₂ : 1	Ver hält nis oC/ß	6	8	0,17	(A- Skala)
	Si₃N₄	10,ί	0,1	TiCM:5	(w,Ti)CN:10	Mo₃C, ^!5	60/40	10	6	0,33	94,1	(mm)
23	77,1	8,0	0,5	ZrN:20	Cr₃C₂	70/30	25	4	0,20	94,4	0,30
β> 24	72,1		0,3	ZrN:30	: 10	40/60	31	4	0,03	94,2	0,33
3~ 25	60,5	8,4	0,2	TiCN:5 ZrN: 5	Al₂O₃ mit 2;	50/50	15	6	0,33	94 j 2	0,30
^<H 26	58,7	5,8	0,8	TiCN:5		6Ο/4Ο	15	6	0,67*	94,1	0;28
M 27	68,4	8,0	0,1		ag: kombi nierte .Phase,	5/95	—*	10		93,3	0,31
"§ 28	70,4			Y₂O slO	6Ο/4Ο	(Handelsprodukt)		93,7	0,56
Vergle: ro VD	79,9	Y₂o₃:7	> Volumen-^ TiC	93,7	0,75
Al₉O,- BaSi^		Y₂O₃:6	a)
Y₂0₃:5
Y₂O₃:8
Y₂Q₃:8
Y₂0₃:12

TABELLE 3

Bemerkungen : *) außerhalb des Bereichs der Erfindung

a) abgebrochen nach 10 Sekunden

CjO -F-

^: 34U979

- 19-

angegebenen Zusammensetzungen hergestellt. Jede der Pulverzusammensetzungen wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 gemischt und getrocknet. Danach wurden die getrockneten Mischungen jede unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 dem Heißpreß-Sintern unterworfen, außer daß die Heißpreß-Sintertemperatur 1670 °C war, um die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 23 bis 27 und Vergleichsmaterialien Nr. 28,und 29 zu erhalten. Die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien Nr. 23 bis 27 und die Vergleichsmaterialien Nr. 28 und 29 wurden unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 auf Zusammensetzung und Härte untersucht, und es wurden von ihnen Schneideinsätze nach SNGN 432 (ISO: SNGN 120408) erhalten. Die Schneideinsätze wurden dann einer Fräsprüfung an gehärtetem Stahl unter den folgenden Fräsbedingungen unterworfen:
Bearbeitetes Material: Rundstabstahl SKD-61 nach JIS

(HRC Härte: 55). Schneidgeschwindigkeit: 120 m pro Minute;

20 Schneidtiefe: 0,5 mm;

Vorschubgeschwindigkeit: 0,2 mm pro Umdrehung;

Kühlmittel: kontinuierliche Kühlung mit wasserlöslichem Öl;

Schneidzeit: 15 Minuten.

Nach der Fräsprüfung wurde die Flankenabnutzung jeder Schneidspitze gemessen. Die Meßergebnisse sind auch in Tabelle 3 angegeben. Tabelle 3 zeigt ferner zum Vergleich die Ergebnisse einer Fräsprüfung an gehärtetem Stahl, die mit einem handelsüblichen Keramikmaterial auf Al₂O„-Basis erhalten wurden.

Aus Tabelle 3 ergibt sich, daß die erfindungsgemässen Keramikmaterialien Nr. 23 bis 27 ausgezeichnete Eigenschaften hinsichtlich Härte und Verschleißfestigkeit zeigen, während die keramischen Vergleichsmaterialien Nr. 28 und 29, bei denen eine oder mehrere Komponenten in ihrer Zusammensetzung aus dem erfindungsgemäßen Bereich herausfielen, und das Keramikmaterial auf Al₂O₃-BaSiS sämtlich

schlechtere Eigenschaften als die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien zeigen, besonders hinsichtlich Verschleißfestigkeit.

Wie oben angegeben besitzen die erfindungsgemäßen Keramikmaterialien hohe Härte und zeigen im praktischen Gebrauch ausgezeichnete Verschleißfestigkeit. Sie können daher über eine lange Zeit eine ausgezeichnete stabile Leistung als Schneidwerkzeuge oder andere verschleißfeste Werkzeuge erbringen.

Claims

M-36-P-1/1995 "-^— München, 19. April 1984

AP-349 (WGN) Dr.M/ac

Mitsubishi Kinzoku Kabushiki Kaisha in Tokyo / Japan

Keramikmaterial auf Sialon-Basis mit hoher Verschleißfestigkeit

Patentansprüche

Keramikmaterial auf Sialon-Basis, im wesentlichen bestehend aus:

a) 1 bis 40 Volumenprozent von wenigstens einer eine disperse Phase bildendenKomponente aus der Gruppe Carbide, Nitride, Carbo-Nitride und Carbo-Oxi-Nitride von Ti, Zr oder Hf;

b) 1 bis 20 Volumenprozent von wenigstens einer eine kombinierte Phase bildenden Komponente aus der Gruppe Oxide und Nitride der Elemente Li, Na, Ca, Mg, Y, Seltene Erden,

10 Ti, Zr, Hf, Si oder Al^und

c) Rest ß-Siaion Si_6-2Al₂O₂Ng_-2, worin ζ größer äiksO jedoch nicht größer als 4,3 ist, ot-Sialon

M_x(Si, Al)₁₂(O, N)₁₆, worin χ größer als O jedoch höchstens 2 ist und M wenigstens ein Element der Gruppe Li, Na, Ca, Mg, Y und Seltene Erden ist, und unvermeidbare Verunreinigungen, worin das Volumenverhältnis <X-Sialon/ß-Sialon im Bereich von 25/75 bis 95/5 liegt.
2. Keramikmaterial auf Sialon-Basis nach Anspruch 1, worin das Volumenverhältnis oC-Sialon/ß-Sialon im Bereich

20 von 30/70 bis 85/15 liegt.
3. Keramikmaterial auf Sialon-Basis nach Anspruch 1 oder 2, worin ζ größer als 0 jedoch höchstens 2,0 ist.

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4· Keramikmaterial auf Sialon-Basis nach einem der

die
Ansprüche 1 bis 3, worin/wenigstens eine eine disperse Phase bildende Komponente (a) in einer Menge von 5 bis 30 Volumenprozent vorhanden ist.

c
5. Keramikmaterial auf Sialon-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 4, worin wenigstens eine eine kombinierte Phase bildende Komponente (b) in einer Menge von 2 bis 10 Volumenprozent vorhanden ist.
6. Keramikmaterial auf Sialon-Basis im wesentlichen -jQ bestehend aus:

a) 1 bis 40 Volumenprozent von wenigstens einer eine disperse Phase bildendenKomponente (hiernach S1) aus der Gruppe Carbide, Nitride, Carbo-Nitride und Carbo-Oxi-Nitride von Ti, Zr oder Hf und wenigstens einer eine disperse Phase bildenden Komponente (hiernach S2) aus der Gruppe Carbide, Carbo-Nitride,und Carbo-Oxi-Nitride von V, Nb, Ta, oder Cr und Carbide von Mo und W, worin das Volumenverhältnis S2/(S1 + S2) im Bereich von 0,01 bis 0,5 liegt;

b) 1 bis 20 Volumenprozent von wenigstens einer eine kombinierte Phase bildenden Komponente aus der Gruppe Oxide und Nitride von Li, Na, Ca, Mg₁ Y, Seltene-Erden-Elemente, Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Si oder AlJ und

c) Rest ß-Sialon ^si6__z ^A12°2^N8-z' ^{worin z} Stößer als 0 jedoch höchstens 4,3, Ot-Sialon M_x(Si, Al)₁2(0,N)₁₆ worin χ größer als 0 jedoch höchstens 2 und M wenigstens ein Element aus der Gruppe Li, Na, Ca, Mg, Y und Seltene Erden bedeutet,und unvermeidbare Verunreinigungen, worin

das Volumenverhältnis ot-Sialon/ß-Sialon im Bereich von 30

25/75 bis 95/5 liegt.
7. Keramikmaterial auf Sialon-Basis nach Anspruch 6, worin das Volumenverhältnis et-Sialon/ß-Sialon im Bereich von 30/70 bis 85/15 ist.
8. Keramikmaterial auf Sialon-Basis nach Anspruch oder 7, worin ζ größer als 0 jedoch höchstens 2,0 ist.

• · · t

— 3 —
9. Keramikmaterial auf Sialon-Basis nach einem der Ansprüche 6 bis 8, worin S1 und S2 insgesamt in einer Menge von 5 bis 30 Volumenprozent vorliegen.
10. Keramikmaterial, auf Sialon-Basis nach einem der Ansprüche 6 bis 9, worin/Venigstens eine eine kombinierte Phase bildende Komponente (b) in einer Menge von' 2 "bis 10 Volumenprozent vorhanden ist.
11. Keramikmaterial auf Sialon-Basis nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß es aus einer durch Mahlen innig gemischten und getrockneten Mischung von Pulvern der angegebenen Ausgangsstoffe a) und b) und von OC- und ß-Sialon (c) bildenden Ausgangsstoffen, welche sämtlich eine mittlere Korngröße im Bereich von . 0,5 bis 2,0 /van haben und in den in den Ansprüchen 1 bis 10 angegebenen jeweiligen Mengenverhältnissen vorliegen, durch Heißpreß-Sintern bei einer Temperatur von 1550 ⁰C bis 1800 ⁰C, vorzugsweise 1650 bis 1750 ⁰C an der Luft oder durch Pressen bei 190 bis 1000 bar zur Herstellung eines Rohpreßlings und anschließendes Sintern desselben bei 1550 bis 1800 ⁰C in einer N₂, Hg- oder Inert.gasatmosphäre bei etwa Atmosphärendruck hergestellt ist, wobei das Sintern des Rohpreßlings gegebenenfalls durchgeführt wird, während dieser in Si₃N₄-PuIVeT eingebettet ist.